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文档简介

1、第七章 二元系相图及其合金的凝固 制造人:李凌锋 080207022 ; 7.3.3包晶相图及其合金凝固 1.包晶相图 2.包晶合金的凝固及其平衡组织 3.包晶合金的非平衡凝固 7.3.4溶混间隙相图与调幅分解 ; 组成包晶相图的两组元,在液态可无限互溶, 而在固态只能部分互溶。在二元相图中, 包晶转变就是已结晶的固相与剩余液相反 响构成另一固相的恒温转变。具有包晶转 变的二元合金有Fe-C,Cu-Zn,Ag-Sn,Ag- Pt等。 包晶转变定义: ; 图中ACB是液相线,AD,PB是固相线,DE是Ag在Pt为基的固溶体的 溶解度曲线,PF是Pt在Ag为基的固溶体的溶解度曲线。程度线DPC是包

2、晶转 变线,成分在DC范围内的合金在该温度都将发生包晶转变: LC+D P 包晶反响是恒温转变,图中P点称为包晶点 ; .wAg为42.4%的Pt-Ag合金合金 由图7.30可知,合金自高温液态冷至t1温度时与液相线相交, 开场结晶出初生相。在继续冷却的过程中,固相量逐渐 增多,液相量不断减少,相和液相的成分分别沿固相线AD 和液相线AC变化。当温度降至包晶反响温度1186时,合金 中初生相的成分到达D点,液相成分到达C点。 开场反响时的 两相得相对含 量由杠杆法那 么求得 WL=DP/DC100%= 包晶转变终了后,液相和相反响正好全部转变成 固体。 随着温度继续下降,由于Pt在相中的溶解度

3、随温度的降低而沿PF线减小,因此将不断 从固溶体中析出。于是该合金的室温平衡组织为+,凝固过程如图7.31所 示。 ; 在大多数情况下,由包晶反响所构成的 相倾向于依靠相得外表形核,以降低形 核功,并耗费液相和相而生长。当相 被新生的相包围以后,相就不能直接 与液相接触。由图7.30可知,液相中的Ag 含量较相高,而相得Ag含量又比相 高,因此,液相中Ag原子不断经过相向 相扩撒,这一过程示于图7.32中。这样, 一样时向液相和相方向生长,直至把 液相和相全部吞食为止。由于相是包 围初生相,并使之与液相隔开的方式下 生长的,故称之为包晶反响。 也有少数情况,比如-间外表能很大,或过冷度较大,相

4、能 够不依赖初生相形核,而是在液相中直接形核,并在生长过程 中,液相三者一直相互接触,以致经过和液相的直接反 响来生成相。显然,这种方式的包晶反响速度比上述方式快得 多。 ; b.42.4%wAg 66.3%的Pt-Ag合金合金 室温平衡组织 为:+ 合金缓慢冷至包晶转变前的结晶过程与上述包晶成分合金一样,由于合金中的液相 的相对量大于包晶转变所需的相对量,所以包晶转变后,剩余的液相在继续冷却过程中, 将按匀晶转变的方式继续结晶出相,其相对成分沿CB液相线变化,而相的成分沿PB 线变化,直至t3温度全部凝固终了,相成分为原合金成分。在t3至t4温度之间,单相 无任何变化。在t4温度以下,随着温

5、度下降,将从相中不断析出。 ; c.10.5%wAg 42.4%的pt-Ag合金合金 室温平衡组织为: + + 合金在包晶反响前的结晶情况与上述情况类似。包晶转变 前合金中的相的相对量大于包晶反响所需的量,所以在包 晶反响后,除了新构成的相外,还有剩余的相存在。包 晶温度下,相中将析出,相中析出。 ; THERE.包晶合金的非平衡凝固 如前所述,包晶转变的产物相包围着初生相,使液相与相隔 开,阻止了液相和相中的原子之间直接地相互扩撒,而必需经过 相,这就导致了包晶转变的速度往往是极缓慢的,显然,影响包 晶转变能否继续完成的主要矛盾是所构成新相内的分散速度。 实践消费中的冷速较快,包晶 反响所依

6、赖的固体中原子分散 往往不能充分进展,导致包晶 反响的不完全性,即在低于包 晶温度下,将同时存在参与转 变的液相和相,其中液相在 继续冷却过程中可以直接结晶 出相或参与其他反响,而 相仍保管在相得芯部,构成 包晶反响的非平衡组织。 ; wCu为35%的Sn-Cu合金冷却到415时发生L+的包晶转变,如 图7.35a所示,剩余的液相冷却227又发生共晶转变,所以最终的 平衡组织为+Sn。而实践的非平衡组织见图7.35b却保 管相当数量的初生相灰色,包围它的是相白色,而外面那 么是黑色的共晶组织。 ; 另外,某些原来不发生包 晶反响的合金,如图7.36 中的合金,在快冷条件 下,由于初生相凝固时

7、存在枝晶偏析而使剩余的 液相和相发生包晶反响, 所以出现了某些平衡形状 下不应出现的相 应该指出,上述包晶反响不完全性主要与新相包围相的生长方式有关。 因此,当某些合金如Al-Mn的包晶相单独在液相中形核和长大时,其包晶 转变可迅速完成。包晶反响的不完全特性,特别容易在那些包晶转变温度较 低或原子分散速率小的合金中出项。 与非平衡共晶组织一样,包晶转变产生的非平衡组织可以经过分散退火 消除。 ; 在不少的二元合金相图中有溶混间隙miscibility gap,如Cu-Pb, Cu-Ni,Cu-Mn和二元陶瓷合金中的Ni-CoO,SiO2-Al2O3等。图7.10f 中的溶混间隙显示了两种液相不

8、相混溶性。溶混间隙也可出如今某一单 相固溶区内,表示该单相固溶区在溶混间隙内将分解为成为不同而构造 一样的二相。总之,溶混间隙转变可写成LL1+L2,或1+2,后 者在转变为二相中,其转变方式可有两种:一种是通常的形核长大方式, 需求抑制形核能垒;另一种是经过没有形核阶段的不稳定分解,称为调 幅分解spinodal decomposition。 ; 在相图热力学一节中,已阐明了组元相互作用参数的物理意义,其中当0, 表示A,B组元倾向于分别聚集,构成偏聚形状。在0时的自在能-成分曲线中 有两个极小值和两个拐点。在两个拐点之间的成分范围内,d2G/dx20,即G为正值。恣 意小的成分起伏 x,都使体系自在能增高,这阐明了在拐点迹线以外 的溶混间隙区内的母相要分别成成分不同的

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